CN107250404A - 热轧钢板 - Google Patents

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Abstract

该热轧钢板具有规定的化学成分，组织以面积率计包含合计75～95％的铁素体及贝氏体、和5～20％的马氏体；在上述组织中，当将取向差为15°以上的边界设为晶界、将由上述晶界包围且当量圆直径为0.3μm以上的区域定义为晶粒时，晶粒内的取向差为5～14°的上述晶粒的比例以面积率计为10～60％。

Description

热轧钢板
技术领域
本发明涉及加工性优异的热轧钢板，特别是涉及拉伸凸缘性优异的复合组织热轧钢板。
背景技术
近年来，针对以提高汽车的燃料效率为目的的对各种构件的轻量化的要求，构件中使用的铁合金等钢板的由高强度化带来的薄壁化、Al合金等轻金属向各种构件中的适用取得了进展。但是，在与钢等重金属进行比较时，Al合金等轻金属虽然具有比强度高这样的优点，但是存在显著高价这样的缺点。因此，Al合金等轻金属的适用被限于特殊的用途。因此，为了将各种构件的轻量化适用于更廉价且广的范围，要求钢板的由高强度化带来的薄壁化。
若将钢板高强度化，则一般成形性(加工性)等材料特性劣化。因此，在高强度钢板的开发中，在不使材料特性劣化的情况下谋求高强度化是重要的课题。特别是作为内板构件、结构构件、行走构件等汽车构件使用的钢板根据其用途，要求拉伸凸缘加工性、扩孔弯边加工性、延性、疲劳耐久性、耐冲击性及耐腐蚀性等，兼顾这些材料特性和强度是重要的。
例如，汽车构件中的占车体重量的约20％的结构构件、行走构件等中使用的钢板通过剪切或冲裁加工而进行冲切或开孔后，实施以拉伸凸缘加工或扩孔弯边加工作为主体的压制成形。因此，对于这些钢板要求良好的拉伸凸缘性。
针对上述的课题，例如在专利文献1中，公开了规定了马氏体的分率、尺寸、个数密度、及平均马氏体间隔的拉伸和扩孔性优异的热轧钢板。在专利文献2中，公开了通过限定铁素体及第二相的平均粒径和第二相的碳浓度而得到的扩孔弯边加工性优异的热轧钢板。在专利文献3中，公开了通过在750～600℃的温度范围内保持2～15秒后在低温下卷取而得到的加工性、表面性状及板平坦度优异的热轧钢板。
然而，在上述的专利文献1中必须确保热轧结束后的一次冷却速度为50℃/s以上，对装置的负荷变高。此外，将一次冷却速度设定为50℃/s以上的情况下，起因于冷却速度的不均而产生材质不均，这成为问题。
此外，如上述那样，近年来，对于汽车构件，适用高强度钢板的要求提高。在将高强度钢板冷压而成形的情况下，在成形中容易从成为拉伸凸缘成形的部位的边缘产生龟裂。认为这是由于因在坯料加工时被导入冲裁端面的应变而仅边缘部进行加工硬化从而导致的。以往，作为拉伸凸缘性的试验评价方法，使用扩孔试验。然而，在扩孔试验中周向的应变几乎没有分布地达到断裂，但在实际的部件的加工中，由于存在应变分布，所以存在由断裂部周边的应变或应力的梯度产生的对断裂极限的影响。因此，在高强度钢板的情况下，即使在扩孔试验中显示充分的拉伸凸缘性，在进行冷压的情况下，有时也因应变分布而产生龟裂。
在专利文献1～3中公开的技术中，任一发明中均公开了通过仅规定由光学显微镜观察到的组织而使扩孔性提高。然而，在考虑应变分布的情况下也不清楚是否能够确保充分的拉伸凸缘性。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2013-19048号公报
专利文献2：日本特开2001-303186号公报
专利文献3：日本特开2005-213566号公报
发明内容
发明所要解决的问题
本发明是鉴于上述的问题而研究出的。
本发明的目的在于提供能够适用于高强度且要求严格的拉伸凸缘性的构件的、拉伸凸缘性优异的高强度热轧钢板。本发明中，所谓拉伸凸缘性为考虑了应变分布的拉伸凸缘性的指标，表示以作为通过鞍型拉伸凸缘试验法进行试验的结果而得到的凸缘的极限成形高度H(mm)与抗拉强度TS(MPa)的积进行评价的值，所谓拉伸凸缘性优异表示极限成形高度H(mm)与抗拉强度TS(MPa)的积为19500(mm·MPa)以上。此外，所谓高强度表示以抗拉强度计为590MPa以上。强度的上限没有特别规定，但是，就本发明中规定的组织的范围而言，难以确保超过1470MPa的强度。
用于解决问题的手段
根据以往的见解，拉伸凸缘性(扩孔性)的改善如专利文献1～3中所示的那样通过夹杂物控制、组织均质化、单一组织化和/或组织间的硬度差的降低等而进行。换而言之，以往，通过控制利用光学显微镜观察到的组织来谋求扩孔性、加工性等的改善。
然而，本发明人们鉴于即使仅控制由光学显微镜观察到的组织也无法提高存在应变分布时的拉伸凸缘性，着眼于各晶粒的晶粒内的取向差，开展了深入研究。其结果发现，通过将晶粒内的取向差为5～14°的晶粒在全部晶粒中所占的比例控制在一定的范围内，能够使拉伸凸缘性大幅地提高。
本发明基于上述的见解而构成，其主旨如下所述。
(1)本发明的一个方式所述的热轧钢板的化学成分以质量％计含有C：0.04～0.18％、Si：0.10～1.70％、Mn：0.50～3.00％、Al：0.010～1.00％、B：0～0.005％、Cr：0～1.0％、Mo：0～1.0％、Cu：0～2.0％、Ni：0～2.0％、Mg：0～0.05％、REM：0～0.05％、Ca：0～0.05％、Zr：0～0.05％，限制P：0.050％以下、S：0.010％以下、N：0.0060％以下，剩余部分包含Fe及杂质，组织以面积率计包含合计75～95％的铁素体及贝氏体、和5～20％的马氏体，在上述组织中，当将取向差为15°以上的边界设为晶界、将由上述晶界包围且当量圆直径为0.3μm以上的区域定义为晶粒时，晶粒内的取向差为5～14°的上述晶粒的比例以面积率计为10～60％。
(2)在上述(1)所述的热轧钢板中，抗拉强度可以为590MPa以上，并且，上述抗拉强度与鞍型拉伸凸缘试验中的极限成形高度的积可以为19500mm·MPa以上。
(3)在上述(1)或(2)的热轧钢板中，上述化学成分可以以质量％计含有B：0.0001～0.005％、Cr：0.01～1.0％、Mo：0.01～1.0％、Cu：0.01～2.0％、Ni：0.01～2.0％中的1种或2种以上。
(4)在上述(1)～(3)中任一项所述的热轧钢板中，上述化学成分可以以质量％计含有Mg：0.0001～0.05％、REM：0.0001～0.05％、Ca：0.0001～0.05％、Zr：0.0001～0.05％中的1种或2种以上。
发明效果
根据本发明的上述方式，能够提供能适用于高强度且要求严格的拉伸凸缘性的构件的、拉伸凸缘性优异的高强度热轧钢板。
附图说明
图1是本实施方式所述的热轧钢板的1/4t部(在板厚方向上距表面为板厚的1/4的位置)中的利用EBSD的解析结果。
图2是表示鞍型拉伸凸缘试验法中使用的鞍型形状的成型品的形状的图。
具体实施方式
以下，对本发明的一实施方式所述的热轧钢板(以下，有时称为本实施方式所述的热轧钢板)进行详细说明。
本实施方式所述的热轧钢板的化学成分以质量％计含有C：0.04～0.18％、Si：0.10～1.70％、Mn：0.50～3.00％、Al：0.010～1.00％，根据需要还含有B：0.005％以下、Cr：1.0％以下、Mo：1.0％以下、Cu：2.0％以下、Ni：2.0％以下、Mg：0.05％以下、REM：0.05％以下、Ca：0.05％以下、Zr：0.05％以下中的1种以上，限制P：0.050％以下、S：0.010％以下、N：0.0060％以下，剩余部分包含Fe及杂质。
此外，本实施方式所述的热轧钢板的组织以面积率计包含合计75～95％的铁素体及贝氏体、和5～20％的马氏体，在上述组织中，当将取向差为15°以上的边界设为晶界、将由所述晶界包围且当量圆直径为0.3μm以上的区域定义为晶粒时，晶粒内的取向差为5～14°的所述晶粒的比例以面积率计为10～60％。
首先，对本实施方式所述的热轧钢板的化学成分的限定理由进行说明。各成分的含量的％为质量％。
C：0.04～0.18％
C是有助于钢的强度提高的元素。为了得到该效果，将C含量的下限设为0.04％。此外，C含量低于0.04％时，晶粒内的取向差为5～14°的晶粒的比例降低。从这一点出发，也将C含量的下限设为0.04％。优选的C含量的下限为0.045％，更优选的C含量的下限为0.05％。另一方面，若C含量超过0.18％，则拉伸凸缘性或焊接性劣化。此外，淬火性变得过剩，晶粒内的取向差超过14°的晶粒增加，晶粒内的取向差为5～14°的晶粒的比例降低。因此，将C含量的上限设为0.18％。优选的C含量的上限为0.17％，更优选的C含量的上限为0.16％。
Si：0.10～1.70％
Si是有助于钢的强度提高的元素。此外，Si是具有作为钢液的脱氧剂的作用的元素。为了得到这些效果，将Si含量的下限设为0.10％。优选的Si含量的下限为0.12％，更优选的Si含量的下限为0.15％。另一方面，Si含量超过1.70％时，Ar3相变温度变得过高，因此γ域中的热轧变得困难，加工铁素体生成，同时晶粒内的取向差为5～14°的晶粒的比例降低，拉伸凸缘性劣化。此外，也成为表面瑕疵发生的原因。因此，将Si含量的上限设为1.70％。优选的Si含量的上限为1.60％，更优选的Si含量的上限为1.50％。
Mn：0.50～3.00％
Mn为通过固溶强化、和/或提高钢的淬火性而有助于钢的强度提高的元素。为了得到该效果，将Mn含量的下限设定为0.50％。优选的Mn含量的下限为0.65％，更优选的Mn含量的下限为0.70％。另一方面，若Mn含量超过3.00％，则晶粒内的取向差为5～14°的晶粒的比例降低，拉伸凸缘性劣化。因此，将Mn含量的上限设定为3.00％。优选的Mn含量的上限为2.60％，更优选的Mn含量的上限为2.30％。
Al：0.010～1.00％
Al为作为钢液的脱氧剂有效的元素。为了得到该效果，将Al含量的下限设为0.010％。优选的Al含量的下限为0.015％，更优选的Al含量的下限为0.020％。另一方面，Al含量超过1.00％时，焊接性或韧性等劣化。因此，将Al含量的上限设为1.00％。优选的Al含量的上限为0.90％，更优选的Al含量的上限为0.80％。
P：0.050％以下
P为杂质。P使韧性、加工性、焊接性等劣化，因此，其含量越低越优选。但是，P含量超过0.050％时，拉伸凸缘性的劣化显著，因此P含量限制为0.050％以下即可。更优选为0.040％以下。P含量的下限没有特别规定，但由于过度的降低从制造成本的观点出发不优选，所以可以将P含量设为0.005％以上。
S：0.010％以下
S为形成不仅引起热轧时的开裂、而且使拉伸凸缘性劣化的A系夹杂物的元素。因此，S含量越低越优选。但是，S含量超过0.010％时，拉伸凸缘性的劣化显著，因此，只要将S含量的上限限制为0.010％即可。更优选为0.005％以下。S含量的下限没有特别规定，但由于过度的降低从制造成本的观点出发不优选，所以可以将S含量设为0.001％以上。
N：0.0060％以下
N为在热轧后的冷却中形成AlN、使钢板的成形性降低的元素。特别是当N含量超过0.0060％时，拉伸凸缘性的劣化显著。因此，将N含量的上限限制为0.0060％。更优选的N含量的上限为0.0040％。N含量的下限没有特别规定，但由于过度的降低从制造成本的观点出发不优选，所以可以将N含量设为0.0010％以上。
以上的化学元素为本实施方式所述的热轧钢板中含有的基本成分，包含这些基本元素、剩余部分包含Fe及杂质的化学组成为本实施方式所述的热轧钢板的基本组成。所谓杂质是例如As、Sn等在工业上制造合金时由矿石、废铁等原料、或通过制造工序的各种要因而混入钢中的成分，是指在不对本实施方式所述的热轧钢板的特性造成不良影响的范围内允许的成分。
但是，以进一步使强度和韧性提高为目的，根据需要，可以在后述的范围内含有B、Cr、Mo、Cu、Ni、Mg、REM、Ca、Zr中的1种以上。这些元素没有必要一定含有，因此其含量的下限为0％。上述元素以外的元素中，Nb、Ti由于抑制再结晶而使加工性劣化，因此优选Nb：低于0.005％、Ti：低于0.015％。
B：0.0001～0.0050％
B是提高淬火性的元素，有助于钢的高强度化。在要得到该效果时，优选将B含量设为0.0001％以上。另一方面，B含量超过0.0050％时，加工性劣化。此外，淬火时容易形成取向分散大的贝氏体，晶粒内的取向差为5～14°的晶粒的比例降低。因此，即使含有B的情况下，也优选将B含量的上限设为0.0050％。
Cr：0.01～1.0％
Cr是有助于提高钢的强度的元素。此外，Cr是具有渗碳体抑制效果的元素。在要得到这些效果时，优选将Cr含量设为0.01％以上。另一方面，Cr含量超过1.0％时，延性降低。因此，即使含有Cr的情况下，也优选将Cr含量的上限设为1.0％。
Mo：0.01～1.0％
Mo是具有提高淬火性并形成碳化物而提高强度的效果的元素。在要得到这些效果时，优选将Mo含量设为0.01％以上。另一方面，Mo含量超过1.0％时，有可能延性、焊接性降低。因此，即使含有Mo的情况下，也优选将Mo含量的上限设为1.0％。
Cu：0.01～2.0％
Cu是提高钢板强度、并且使耐腐蚀性和氧化皮的剥离性提高的元素。在要得到这些效果时，优选将Cu含量设为0.01％以上。更优选为0.04％以上。另一方面，若Cu含量超过2.0％，则担心产生表面瑕疵。因此，即使含有Cr的情况下，也优选将Cr含量的上限设为2.0％，更优选设为1.0％。
Ni：0.01％～2.0％
Ni是提高钢板强度、并使韧性提高的元素。在要得到这些效果时，优选将Ni含量设为0.01％以上。另一方面，若Ni含量超过2.0％时，延性降低。因此，即使含有Ni的情况下，也优选将Ni含量的上限设为2.0％。
Ca：0.0001～0.05％
Mg：0.0001～0.05％
Zr：0.0001～0.05％
REM：0.0001～0.05％
Ca、Mg、Zr及REM均是控制硫化物和氧化物的形状而使韧性提高的元素。因此，为了该目的，优选这些元素中的1种2种以上分别含有0.0001％以上。更优选为0.0005％。但是，这些元素的含量过剩时，拉伸凸缘性劣化。因此，即使含有这些元素的情况下，也优选将含量的上限分别设为0.05％。
接着，对本实施方式所述的热轧钢板的组织(金属组织)进行说明。
本实施方式所述的热轧钢板必须在由光学显微镜观察到的组织中，以面积率计包含合计75～95％的铁素体和贝氏体、5～20％的马氏体。通过制成这样的复合组织，能够使强度和拉伸凸缘性均衡地提高。铁素体和贝氏体的合计面积率低于75％时，拉伸凸缘性降低。此外，铁素体和贝氏体的合计面积率超过95％时，强度降低，并且延性降低，难以确保通常汽车用构件等所要求的特性。铁素体及贝氏体的各自的分率(面积率)不需要限定，但是，铁素体分率超过90％时，有时得不到充分的强度，因此优选铁素体分率设为90％以下。更优选为70％以下。另一方面，贝氏体分率超过60％时，有可能延性降低，因此优选将贝氏体分率设为低于60％。更优选低于50％。
在本实施方式所述的热轧钢板中，除铁素体、贝氏体、马氏体以外的剩余部分的组织不需要特别地限定，例如，可以为残留奥氏体、珠光体等。但是，除铁素体、贝氏体、马氏体以外的组织合计含有超过5％时，拉伸凸缘性及延性降低。因此，剩余部分的组织的比例以面积率计优选设为5％以下。更优选为3％以下，进一步优选为0％。
组织分率(面积率)可通过以下的方法得到。首先，将由热轧钢板采集的试样用硝酸乙醇腐蚀液进行蚀刻。通过对在蚀刻后使用光学显微镜在板厚的1/4深度的位置处以300μm×300μm的视野得到的组织照片进行图像解析，得到铁素体及珠光体的面积率、以及贝氏体与马氏体的合计面积率。接着，通过使用经Lepera腐蚀的试样，对使用光学显微镜在板厚的1/4深度的位置处以300μm×300μm的视野得到的组织照片进行图像解析，算出残留奥氏体与马氏体的合计面积率。
进而，使用从轧制面法线方向进行表面削除至板厚的1/4深度为止的试样，通过X射线衍射测定求出残留奥氏体的体积率。残留奥氏体的体积率由于与面积率同等，所以将其作为残留奥氏体的面积率。
通过该方法，能够得到铁素体、贝氏体、马氏体、残留奥氏体、珠光体各自的面积率。
本实施方式所述的热轧钢板必须在将由光学显微镜观察到的组织控制在上述的范围内的基础上，进一步控制使用晶体取向解析中经常使用的EBSD法(电子背散射衍射图案解析法)而得到的晶粒内的取向差为5～14°的晶粒的比例。具体而言，在将取向差为15°以上的边界设为晶界、将由该晶界包围且当量圆直径为0.3μm以上的区域定义为晶粒的情况下，必须将全部晶粒中的晶粒内的取向差为5～14°的晶粒的比例以面积率计设定为10～60％。
为了得到强度与加工性的平衡优异的钢板，具有这样的晶粒内取向差的晶粒是有效的，所以通过控制其比例，能够维持所期望的钢板强度、并且使拉伸凸缘性大大提高。若晶粒内的取向差为5～14°的晶粒的比例以面积率计低于10％，则拉伸凸缘性降低。此外，若晶粒内的取向差为5～14°的晶粒的比例以面积率计超过60％，则延性降低。
这里，认为晶粒内的晶体取向差与该晶粒中包含的位错密度存在相关。一般而言晶粒内的位错密度的增加带来强度的提高，另一方面使加工性降低。但是，在晶粒内的取向差被控制为5～14°的晶粒的情况下，能够不使加工性降低地使强度提高。因此，本实施方式所述的热轧钢板中，将晶粒内的取向差为5～14°的晶粒的比例控制在10～60％。晶粒内的取向差低于5°的晶粒的加工性优异，但高强度化困难，晶粒内的取向差超过14°的晶粒由于在晶粒内变形能力不同，所以无助于拉伸凸缘性的提高。
晶粒内的取向差为5～14°的晶粒的比例可以通过以下的方法而测定。
首先，对于距钢板表面为板厚t的1/4深度位置(1/4t部)的轧制方向垂直截面，对在轧制方向上200μm、在轧制面法线方向上100μm的区域以0.2μm的测定间隔进行EBSD解析而得到晶体取向信息。这里EBSD解析使用由热场致放射型扫描电子显微镜(JEOL制JSM-7001F)和EBSD检测器(TSL制HIKARI检测器)构成的装置，以200～300点/秒的解析速度实施。接着，对所得到的晶体取向信息，将取向差为15°以上且以当量圆直径计为0.3μm以上的区域定义为晶粒，计算晶粒的晶粒内的平均取向差，求出晶粒内的取向差为5～14°的晶粒的比例。上述定义的晶粒或晶粒内的平均取向差可以使用EBSD解析装置中附属的软件“OIMAnalysis(注册商标)”而算出。
本发明中的“晶粒内取向差”表示晶粒内的取向分散即“Grain OrientationSpread(GOS)”，其值如“利用EBSD法及X射线衍射法的不锈钢的塑性变形中的取向误差的解析”(木村英彦等、日本机械学会论文集(A编)，71卷，712号，2005年，p.1722－1728)中记载的那样，作为在同一晶粒内成为基准的晶体取向与全部的测定点间的取向误差的平均值求出。本实施方式中，成为基准的晶体取向是将同一晶粒内的全部的测定点平均化而得到的取向，GOS的值可以使用EBSD解析装置中附属的软件“OIM Analysis(注册商标)Version7.0.1”而算出。
图1是本实施方式所述的热轧钢板的1/4t部中的轧制方向垂直截面的100μm×100μm区域的EBSD解析结果的一例。图1中，取向差为15°以上的边界作为晶界表示，5～14°的区域以灰色表示。图中以黑色表示的是马氏体。
本实施方式中，拉伸凸缘性通过使用了鞍型成型品的鞍型拉伸凸缘试验法进行评价。具体而言，将图2中所示那样的包含直线部和圆弧部的模拟拉伸凸缘形状的鞍型形状的成型品进行压制加工，以此时的极限成形高度评价拉伸凸缘性。在本实施方式的鞍型拉伸凸缘试验中，使用将拐角的曲率半径R设定为50～60mm、将开口角θ设定为120°的鞍型成型品，测定将冲裁拐角部时的余隙设定为11％时的极限成形高度H(mm)。这里，所谓余隙表示冲裁模与冲头的间隙与试验片的厚度的比。由于余隙实际上根据冲裁工具和板厚的组合而决定，所以所谓11％是指满足10.5～11.5％的范围。极限成形高度的判定是在成形后通过目视观察有无具有板厚的1/3以上的长度的裂纹的存在，设为不存在裂纹的极限的成形高度。
以往作为与拉伸凸缘成形性对应的试验法使用的扩孔试验由于周向的应变基本没有分布地达到断裂，所以断裂部周边的应变或应力梯度与实际的拉伸凸缘成形时不同。此外扩孔试验成为产生板厚贯通的断裂的时刻的评价等，而不成为反映本来的拉伸凸缘成形的评价。另一方面，在本实施方式中使用的鞍型拉伸凸缘试验中，由于能够评价考虑了应变分布的拉伸凸缘性，所以能够实现反映本来的拉伸凸缘成形的评价。
在本实施方式所述的热轧钢板中，铁素体或贝氏体等由光学显微镜组织观察到的各组织的面积率与晶粒内的取向差为5～14°的晶粒的比例没有直接关系。换而言之，例如，即使有具有同一铁素体面积率及贝氏体面积率的热轧钢板，晶粒内的取向差为5～14°的晶粒的比例也不一定相同。因此，仅通过控制铁素体面积率、贝氏体面积率及马氏体面积率，无法得到与本实施方式所述的热轧钢板相当的特性。这也如后述的实施例中所示的那样。
本实施方式所述的热轧钢板可以通过例如包含以下那样的热轧工序及冷却工序的制造方法而得到。
＜热轧工序＞
在热轧工序中，将具有上述的化学成分的板坯加热，进行热轧而得到热轧钢板。板坯加热温度优选设为1050℃以上且1260℃以下。板坯加热温度低于1050℃时，变得难以确保热轧结束温度，因而不优选。另一方面，板坯加热温度超过1260℃时，因鳞落而成品率降低，所以加热温度优选为1260℃以下。
在将晶粒内的取向差为5～14°的晶粒的比例以面积率计设为10～60％时，在对经加热的板坯进行的热轧中，在将精轧的后段3段(最终3道次)的累积应变设为超过0.6且0.7以下的基础上，进行后述的冷却是重要的。这是由于，晶粒内的取向差为5～14°的晶粒由于通过在比较低的温度下以准平衡(paraequilibrium)状态发生相变而生成，所以通过将相变前的奥氏体的位错密度限定在一定范围，并且将之后的冷却速度限定在一定范围，能够控制晶粒内的取向差为5～14°的晶粒的生成。即，由于通过控制精轧的后段3段中的累积应变及之后的冷却，能够控制晶粒内的取向差为5～14°的晶粒的核生成频率及其后的生长速度，所以结果是也能够控制所得到的面积率。更具体而言，通过精轧而导入的奥氏体的位错密度主要与核生成频率相关，轧制后的冷却速度主要与生长速度相关。
精轧的后段3段的累积应变为0.6以下时，晶粒内的取向差为5～14°的晶粒的比例低于10％，因而不优选。此外，精轧的后段3段的累积应变超过0.7时，热轧中的奥氏体的再结晶发生，相变时的蓄积位错密度降低，晶粒内的取向差为5～14°的晶粒的比例变得低于10％，所以不优选。
本实施方式中所谓的精轧的后段3段的累积应变(εeff.)可以通过以下的式(1)而求出。
εeff.＝Σεi(t,T) (1)
其中，
εi(t,T)＝εi0/exp{(t/τR)2/3}、
τR＝τ0×exp(Q/RT)、
τ0＝8.46×10－6、
Q＝183200J、
R＝8.314J/K·mol，
εi0表示压下时的对数应变，t表示该道次中的即将冷却前的累积时间，T表示该道次中的轧制温度。
热轧的轧制结束温度优选设为Ar3℃～Ar3+60℃。将轧制结束温度设为超过Ar3+60℃时，热轧板的晶体粒径增大，加工性降低，并且，晶粒内的取向差为5～14°的晶粒的比例降低，所以不优选。此外，将轧制结束温度设为低于Ar3时，成为二相域中的热轧，铁素体相被加工，热轧钢板的延性及扩孔性降低，并且晶粒内的取向差为5～14°的晶粒的比例降低，所以不优选。
此外，热轧包含粗轧和精轧，但是，精轧优选使用将多个轧制机直线性地配置并沿1个方向进行连续轧制而得到规定的厚度的连轧机来进行。此外，使用连轧机进行精轧时，在轧制机与轧制机之间进行冷却(轧机间冷却)，精轧中的钢板的最高温度优选控制为Ar3+60℃以上且Ar3+150℃以下的范围。精轧时的钢板的最高温度超过Ar3+150℃时，粒径变得过大，韧性劣化，并且，有可能晶粒内的取向差为5～14°的晶粒的比例降低。另一方面，精轧时的钢板的最高温度低于Ar3+60℃时，有可能无法确保精轧的轧制结束温度。
若进行上述那样的条件的热轧，则能够限定相变前的奥氏体的位错密度范围，其结果是，能以所希望的比例得到晶粒内的取向差为5～14°的晶粒。
Ar3通过考虑了由压下引起的对于相变点的影响的下述式(2)而算出。
Ar3＝970－325×[C]+33×[Si]+287×[P]+40×[Al]－92×([Mn]+[Mo]+[Cu])－46×([Cr]+[Ni]) (2)
其中，[C]、[Si]、[P]、[Al]、[Mn]、[Mo]、[Cu]、[Cr]、[Ni]分别表示C、Si、P、Al、Mn、Mo、Cu、Cr、Ni的以质量％计的含量。关于不含有的元素，作为0％进行计算。
＜冷却工序＞
对于实施了如上述那样进行控制的热轧的热轧钢板，进行冷却。冷却工序中，对于结束了热轧的热轧钢板，以10℃/s以上的冷却速度冷却至650～750℃的温度域(第1冷却)，在该温度域下保持3～10秒，然后，以30℃/s以上的冷却速度冷却到100℃以下(第2冷却)。
第1冷却的冷却速度低于10℃/s时，晶粒内的取向差为5～14°的晶粒的比例低于10％，所以不优选。此外，第1冷却的冷却停止温度低于650℃时，晶粒内的取向差为5～14°的晶粒的比例低于10％，所以不优选。另一方面，第1冷却的冷却停止温度超过750℃时，马氏体分率变得过低，强度降低，并且，晶粒内的取向差为5～14°的晶粒的比例变得超过60％，所以不优选。650～750℃下的保持时间低于3秒时，马氏体分率变得过高，延性降低，并且，晶粒内的取向差为5～14°的晶粒的比例低于10％，所以不优选。650～750℃下的保持时间超过10秒时，马氏体的分率降低，强度降低，并且晶粒内的取向差为5～14°的晶粒的比例变得低于10％，所以不优选。此外，第2冷却的冷却速度低于30℃/s时，马氏体的分率降低，强度降低，并且晶粒内的取向差为5～14°的晶粒的比例变得超过60％，所以不优选。第2冷却的冷却停止温度超过100℃时，晶粒内的取向差为5～14°的晶粒的比例变得超过60％，所以不优选。
第1冷却、第2冷却中的冷却速度的上限不需要特别地限定，但是，考虑到冷却设备的设备能力，可以设为200℃/s以下。
根据上述的制造方法，能得到如下的组织：以面积率计，包含合计75～95％的铁素体及贝氏体、和5～20％的马氏体，进而，当将方位差为15°以上的边界设为晶界、将由晶界围成且当量圆直径为0.3μm以上的区域定义为晶粒的情况下，晶粒内的取向差为5～14°的上述晶粒的比例以面积率计为10～60％。
在上述的制造方法中，在通过控制热轧条件而在奥氏体中导入加工位错的基础上，通过控制冷却条件而适度地残留所导入的加工位错是重要的。即，由于热轧条件和冷却条件分别造成影响，所以同时控制这些条件是重要的。关于除上述以外的条件，只要使用公知的方法即可，没有必要特别限定。
实施例
以下，列举出本发明的热轧钢板的实施例，对本发明更具体地进行说明，但本发明不限定于下述实施例，也可以在可适合于上述、后述的主旨的范围内适当加以变更而实施，它们均包含在本发明的技术范围内。
首先，将具有下述表1中所示的组成的钢熔炼，并通过进行连续铸造而制造钢坯。然后，将该钢坯加热至表2所示的温度，进行粗轧。粗轧后，在表2中所示的条件下进行精轧，得到了板厚为2.2～3.4mm的热轧钢板。表2中记载的Ar3(℃)由表1中所示的成分使用下式(2)而求出。
Ar3＝970－325×[C]+33×[Si]+287×[P]+40×[Al]－92×([Mn]+[Mo]+[Cu])－46×([Cr]+[Ni]) (2)
其中，[C]、[Si]、[P]、[Al]、[Mn]、[Mo]、[Cu]、[Cr]、[Ni]分别为C、Si、P、Al、Mn、Mo、Cu、Cr、Ni的以质量％计的含量，在不含有的情况下，设为0。
此外，表2中，精轧的后段3段的累积应变为由下述式(1)求出的值。
εeff.＝Σεi(t,T) (1)
其中，
εi(t,T)＝εi0/exp{(t/τR)2/3}、
τR＝τ0×exp(Q/RT)、
τ0＝8.46×10－6、
Q＝183200J、
R＝8.314J/K·mol，
εi0表示压下时的对数应变，t表示该道次中的即将冷却前的累积时间，T表示该道次中的轧制温度。
表1的空栏是指分析值低于检测限。
对于所得到的热轧钢板，求出各组织的组织分率(面积率)、及晶粒内的取向差为5～14°的晶粒的比例。
组织分率(面积率)通过以下的方法而求出。首先，将由热轧钢板采集的试样用硝酸乙醇腐蚀液进行蚀刻。通过对蚀刻后使用光学显微镜在板厚的1/4深度的位置处以300μm×300μm的视野得到的组织照片进行图像解析，得到铁素体及珠光体的面积率、以及贝氏体与马氏体的合计面积率。接着，通过使用经Lepera腐蚀的试样，对使用光学显微镜在板厚的1/4深度的位置处以300μm×300μm的视野得到的组织照片进行图像解析，算出残留奥氏体与马氏体的合计面积率。
进而，使用从轧制面法线方向进行表面削除至板厚的1/4深度为止的试样，通过X射线衍射测定求出残留奥氏体的体积率。残留奥氏体的体积率由于与面积率同等，所以将其作为残留奥氏体的面积率。
通过该方法，得到铁素体、贝氏体、马氏体、残留奥氏体、珠光体各自的面积率。
此外，晶粒内的取向差为5～14°的晶粒的比例通过以下的方法进行测定。首先，对于距钢板表面为板厚t的1/4深度位置(1/4t部)的轧制方向垂直截面，对在轧制方向上200μm、在轧制面法线方向上100μm的区域以0.2μm的测定间隔进行EBSD解析而得到晶体取向信息。这里EBSD解析使用由热场致放射型扫描电子显微镜(JEOL制JSM-7001F)和EBSD检测器(TSL制HIKARI检测器)构成的装置，以200～300点/秒的解析速度实施。接着，对所得到的晶体取向信息，将取向差为15°以上且以当量圆直径计为0.3μm以上的区域定义为晶粒，计算晶粒的晶粒内的平均取向差，求出晶粒内的取向差为5～14°的晶粒的比例。上述定义的晶粒或晶粒内的平均取向差使用EBSD解析装置中附属的软件“OIMAnalysis(注册商标)”而算出。
接着，在拉伸试验中，求出屈服强度和抗拉强度，通过鞍型拉伸凸缘试验求出极限成形高度。此外，将抗拉强度(MPa)与极限成形高度(mm)的积作为拉伸凸缘性的指标进行评价，在积为19500mm·MPa以上的情况下，判断为拉伸凸缘性优异。
关于拉伸试验，从相对于轧制方向为直角的方向采集JIS5号拉伸试验片，使用该试验片，根据JISZ2241进行试验。
此外，鞍型拉伸凸缘试验使用将拐角的曲率半径设定为R60mm、将开口角θ设定为120°的鞍型成型品，将冲裁拐角部时的余隙设定为11％而进行。此外，极限成形高度是在成形后通过目视观察有无具有板厚的1/3以上的长度的裂纹的存在，设为不存在裂纹的极限的成形高度。
将结果示于表3。
从表3所示的结果可知，将本发明中规定的化学成分在优选的条件下进行热轧时(试验No.1～17)，得到了强度为590MPa以上、且拉伸凸缘性的指标为19500mm·MPa以上的高强度热轧钢板。
另一方面，制造No.18～23的化学成分在本发明的范围外，因此通过光学显微镜观察的组织及晶粒内的取向差为5～14°的晶粒的比例中的某一者、或者两者不满足本发明的范围。其结果是，拉伸凸缘性不满足目标值。此外，在一部分的例子中，抗拉强度也降低。
此外，No.24～36是制造条件偏离优选的范围，结果通过光学显微镜观察的组织及晶粒内的取向差为5～14°的晶粒的比例中的某一者、或两者不满足本发明的范围的例子。这些例子中，拉伸凸缘性不满足目标值。此外，在一部分例子中，抗拉强度也降低。
产业上的可利用性
根据本发明，能够提供能适用于高强度且要求严格的拉伸凸缘性的部件的、拉伸凸缘性优异的高强度热轧钢板。这些钢板由于有助于汽车的燃料效率提高等，所以产业上的可利用性高。

Claims (4)

1.一种热轧钢板，其特征在于，
化学成分以质量％计含有：
C：0.04～0.18％、
Si：0.10～1.70％、
Mn：0.50～3.00％、
Al：0.010～1.00％、
B：0～0.005％、
Cr：0～1.0％、
Mo：0～1.0％、
Cu：0～2.0％、
Ni：0～2.0％、
Mg：0～0.05％、
REM：0～0.05％、
Ca：0～0.05％、
Zr：0～0.05％，
限制P：0.050％以下、
S：0.010％以下、
N：0.0060％以下，
剩余部分包含Fe及杂质；
组织以面积率计包含合计75～95％的铁素体及贝氏体、和5～20％的马氏体；
在所述组织中，当将取向差为15°以上的边界设为晶界、将由所述晶界包围且当量圆直径为0.3μm以上的区域定义为晶粒时，晶粒内的取向差为5～14°的所述晶粒的比例以面积率计为10～60％。
2.根据权利要求1所述的热轧钢板，其特征在于，
抗拉强度为590MPa以上，并且，所述抗拉强度与鞍型拉伸凸缘试验中的极限成形高度的积为19500mm·MPa以上。
3.根据权利要求1或2所述的热轧钢板，其特征在于，
所述化学成分以质量％计含有B：0.0001～0.005％、Cr：0.01～1.0％、Mo：0.01～1.0％、Cu：0.01～2.0％、Ni：0.01～2.0％中的1种或2种以上。
4.根据权利要求1～3中任一项所述的热轧钢板，其特征在于，
所述化学成分以质量％计含有Mg：0.0001～0.05％、REM：0.0001～0.05％、Ca：0.0001～0.05％、Zr：0.0001～0.05％中的1种或2种以上。
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